CC BY
50
УДК 539.2:669.24
СТРУКТУРНАЯ ПЕРЕСТРОЙКА В НАНОВОЛОКНЕ СиАи I ПРИ ОДНООСНОЙ ДЕФОРМАЦИИ РАСТЯЖЕНИЯ
© А.В. Яшин, С.А. Романовский, М.Д. Старостенков
Ключевые слова: анизотропия; молекулярная динамика; деформация; нановолокно; моделирование; разрушение; граница; дефект; энергия.
Методом молекулярной динамики исследованы процессы структурно-энергетических превращений в нановолокне сплава СиАи I имеющие место при одноосном растяжении в направлении <100> при температуре 10 К. В соответствии с характером изменения графиков «запасенная энергии деформации - время деформации» в нановолокне выделено четыре стадии деформации: квазиупругая, пластическая, течения и разрушения. Показана ориентационная анизотропия нановолокон сплава СиАи I на всех стадиях динамической деформации.
В последние годы в мире резко возрос интерес к проблеме наноматериалов и наноиндустрии вследствие обнаруженного большого многообразия уникальных свойств, которые могут найти применение при конструировании и создании новых материалов. Среди групп наноструктур и наноматериалов выделяются нановолокна и нанотрубки. Важная группа нановолокон представлена нановолокнами упорядоченных сплавов. Ноноволокна будут находить все новое применение при конструировании нанокомпозиционных материалов и создания новых видов наноматериалов с заданными свойствами. Основные исследования металлических нановолокон сосредоточены на изучении влияния конфигурации и структуры нановолокон на физические и физико-механические свойства. Настоящая статья посвящена вопросу изучения проявлений анизотропии сплавов некубической симметрии на примере нановолокна СиАи I в процессе деформации при низких температурах.
ОПИСАНИЕ ЭКСПЕРИМЕНТА
Эксперимент проводился на расчетном блоке, имитирующем трехмерное нановолокно СиАи I. Для расчета динамики атомной структуры был применен метод молекулярной динамики с использованием парных потенциалов Морзе [1]:
ф(Гу) = - 2), (1)
где Б - энергетический параметр, соответствующий глубине потенциальной ямы; а - параметр, опреде-
о а-г0
ляющии жесткость межатомных связей; р = е 0 , г0 -некоторое усредненное равновесное расстояние по координационным сферам, в которых учитывается взаимодействие между атомами. Взаимодействие между атомами ограничивалось тремя первыми координационными сферами. Время одной итерации при расчете методом молекулярной динамики равнялось 10-14 с.
Применение потенциала Морзе хорошо себя оправдывает при исследовании большинства дефектов, обра-
зующихся в ходе структурно-энергетических превращений в процессе деформации. Имеется много исследований поведения дефектов различного рода с использованием данного потенциала как для двумерных моделей [2-6], так и трехмерных [7, 8]. Потенциал Морзе широко применяется при исследовании таких дефектов, как границы зерен [9-11] и антифазные границы [12], которые играют большую роль в процессах деформации интерметаллидов и упорядоченных сплавов [13-16].
На сегодняшний день проведены исследования стабильности сплавов меди и золота при различных температурах [17-19]. Параметры устойчивой кристаллической решетки сплава СиАи I, рассчитанные для температуры 10 К в работе [19], были использованы при моделировании нановолокна в настоящей статье (а = = Ь = 0,3958 нм, с = 0,3666 нм).
Одноосная деформация растяжения расчетного блока нановолокна выполнялась по следующему алгоритму. В начале инициализировался блок в виде прямоугольного параллелепипеда с основанием в виде четырехугольника в плоскости {100}, высота параллелепипеда соответствует направлению <100>. Размер расчетного блока нановолокна составлял 10368 атома, что соответствует упаковке из 24 атомов вдоль грани в основании прямоугольного параллелепипеда (4,2352 нм х х 4,7809 нм) и 36 атомов по его высоте (6,9611 нм). К расчетному блоку кристалла прикладываются свободные граничные условия в направлениях <010> и <001> и жесткие в направлении <100>.
Динамическая одноосная деформация растяжения задавалась посредством поступательного смещения всех атомов, находящихся в пространстве между захватами (атомами составляющими жесткие границы), вдоль оси <100> на 0,002 нм через 10-13 с, что соответствует скорости деформации 3,48-109 с-1. Компьютерный эксперимент выполнялся при температуре, соответствующей 10 К, которая задавалась через начальные скорости атомов в соответствии с распределением Максвелла. Для поддержания постоянной температуры применялся термостат Берендсена [20] с частотой коррекции скорости один раз в 10-13 с. Данный
2011
термостат применялся ранее при моделировании деформации нановолокон ГЦК металлов и сплавов в работах [21-23] и ГЦТ металлов в работе [24].
На любом этапе деформации предполагалась возможность последующего охлаждения расчетного блока до 0 К, посредством диссипации энергии за его пределы с целью детального анализа произошедших в нем структурных изменений.
В процессе эксперимента, на каждом этапе деформации рассчитывалась запасаемая энергия, приходящаяся на отдельный атом в зависимости от времени. Был создан визуализатор трехмерного атомного расчетного блока кристалла с возможностью поворота и выделения атомных плоскостей в заданном направлении, позволяющий наблюдать эволюцию дефектной структуры на атомном уровне.
РЕЗУЛЬТАТЫ ЭКСПЕРИМЕНТА
Для нановолокон СиАи I с ориентацией оси растяжения в направлении <100> получена зависимость запасенной энергии деформации кристалла от времени растяжения. На данном графике можно выделить четыре основные этапа структурно-энергетических превращений: квазиупругая деформация, пластическая деформация, течение (образования шейки) и разрушение (рис. 1).
% 0,12
N
Св
55 0,08
5 0,04
и
И
л о
о 100 200
Время, пс
Рис. 1. Изменение запасенной энергии деформации расчетного блока нановолокна CuAu I во время структурноэнергетических превращений в процессе деформации
Начальный этап - это квазиупругая деформация, когда происходят небольшие смещения атомов и отсутствуют какие-либо дефекты. На данном участке графика запасаемая энергия изменяется по параболическому закону. Первая стадия завершается через 77 пс в точке бифуркации энергии, что соответствует величине относительной деформации 24,58 %. Отметим, что для нановолокна с ориентацией оси растяжения <100> первая стадия протекала иначе, чем для нановолокна с ориентаций главной оси нановолокна <001> [24]. Ввиду различия в расстояниях между атомными слоями направлениях <100> и <010> на первой стадии наблюдалось последовательное расщепление атомных плоскостей семейства {100} на моноатомные плоскости (рис. 2), что привело к значительному (по сравнению с ориентацией оси деформации в направлении <001>) удлинению нановолокна на первой стадии без появления признаков пластической деформации (рис. 3).
Описанное расщепление плоскостей семейства {100} на моноатомные наиболее интенсивно происходит в центральной части нановолокна. К окончанию
первой стадии деформации расщепление плоскостей семейства {100} начинает происходить вблизи жестких захватов, что приводит в образованию трещины на границе раздела между абсолютно жесткими захватами и расчетным блоком нановолокна. В конце первой стадии деформации вблизи захватов регистрируются значительные атомные смещения. Напряжение на захватах достигает 8,4 ГПа.
<010>
--------------- <100>
Рис. 2. Расщепление плоскости (100) в центральной части нановолокна CuAu I на ll пс деформации на моноатомные плоскости
<010>
--------- <100>
Рис. 3. Нановолокно СиАи I на 77 пс деформации
В первой половине второго этапа деформации (пластической деформации) в период с 77 пс по 150 пс наблюдается поворот центральной части волокна. В центральной части выделяется домен видимый уже на 108 пс деформации (рис. 4).
Дальнейшее течение второй стадии деформации наблюдается преимущественно на границах между образовавшимися доменами. В конце второй стадии на границе между доменами вблизи левого захвата образуется «шейка». Стадия течения длится порядка 100 пс (с 298 по 395 пс) и представляет собой скольжение двух атомных блоков по границе раздела доменов вблизи левого захвата.
После разрушения в компьютерном эксперименте моделируется охлаждение атомного блока до 0 К в течение 50 пс. После проведения охлаждения домен, образовавшийся в начале второй стадии деформации, не претерпевает изменений.
В результате проведенных компьютерных расчетов для осей деформации в направлении <001> [24] и <100> выявлено четыре основных этапа структурноэнергетических превращений в нановолокне СиАи I. Численное значение длительностей этапов деформации приведено в табл. 1.
Меньшая длительность первой стадии деформации указывает на более хрупкий характер структурноэнергетических превращений в нановолокне.
2012
область домена в центральной части нановолокна
\
<100>
Рис. 4. Домен в центральной части нановолокна CuAu I на 108 пс деформации
Таблица 1
Длительность этапов деформации нановолокон СиАи I при деформации в направлениях <001> [24] и <100> при температуре 10 К
Направление Длитель- Длитель- Длитель-
действия ность I этапа ность II эта- ность III
деформи- деформации, па деформа- этапа де-
рующего пс ции, пс формации,
напряжения пс
<001> 63 162 127
<100> 77 221 97
Сравнение длительности второго этапа деформации указывает на более пластический характер деформации нановолокон в направлении <100>, что подтверждается более низким значением максимального напряжения на захватах в конце первой стадии для нановолокон, деформируемых в направлении <100>.
Длительность третьего этапа деформации во многом случайна - зависит от величины минимальной площади поперечного сечения нановолокна в конце второй стадии деформации и сильно изменяется при повторении расчетов.
В результате проведенного исследования показана ориентационная анизотропия свойств сплавов некубической симметрии на примере нановолокна СиАи I при низких температурах деформации. Отличия протекания структурно-энергетических превращений заключались в следующем:
1. Предел текучести (максимальное напряжение на захватах в конце первой стадии деформации) был выше в нановолокнах осью деформации нановолокна в направлении <001>, чем в <100> (соответственно 10,9 и 8,4 ГПа).
2. Длительность первого этапа деформации нановолокна с осью деформации в направлении <001> меньше, чем для нановолокна с осью деформации в направлении <100> (соответственно 63 и 77 пс), что указывает на хрупкий характер деформации в нановолокне с осью деформации <001>.
3. Длительность второго этапа деформации нановолокна с осью деформации в направлении <001> меньше, чем для нановолокна с осью деформации в направлении <100> (соответственно 162 и 221 пс), что также указывает на хрупкий характер деформации в нановолокне с осью деформации <001> по сравнению с нановолокном с осью деформации <100>.
4. Для нановолокна с осью деформации в направлении <100> обнаружены особенности структурно-
энергетических превращений, не характерные для нановолокон данного сплава, деформируемых в направлении <001> [24], и для нановолокон ГЦК металлов [25-26]: расщепление биатомных плоскостей семейства {100} на первой стадии деформации, поворот центрального участка нановолокна и образование домена на второй стадии деформации.
ЛИТЕРАТУРА
1. Царегородцев А.И., Горлов Н.В., Демьянов Б. Ф., Старостенков М.Д. Атомная структура антифазной границы и ее влияние на состояние решетки вблизи дислокации в упорядоченных сплавах со сверхструктурой L12 // Физика металлов и металловедение. 1984. Т. 58. Вып. 2. С. 336-343.
2. Дмитриев С.В., Козлов Э.В., Ломских Н.В., Старостенков М.Д. Изучение кинетики разупорядочения в рамках двумерной модели сплава // Изв. вузов. Физика. 1997. № 3. С. 73-80.
3. Ракитин Р.Ю., Полетаев Г.М., Аксенов М.С., Старостенков М.Д. Механизмы диффузии по границам зерен в двумерных металлах // Письма в ЖТФ. 2005. Т. 31. Вып. 15. С. 44-48.
4. Андрухова О.В., Козлов Э.В., Дмитриев С.В., Старостенков М.Д. О возможных механизмах атомного разупорядочения в бинарных сплавах // ФТТ. 1997. Т. 39. № 8. С. 1456-1460.
5. Potekaev A.I., Dmitriev S.V., Medvedev N.N., Mulyukov R.R., Pozhidaeva O.V., StarostenkovM.D. Localized modes in an A3B twodimensional perfect crystal // Russian Physics Journal. 2008. V. 51. №2 8. P. 858-865.
6. Полетаев Г.М., Старостенков М.Д., Пацева Ю.В. Исследование механизма самодифузии в двумерных металлах // Фундаментальные проблемы современного материаловедения. 2004. Т. 1. № 1. С. 147-151.
7. Полетаев Г.М., Старостенков М.Д. Вклады различных механизмов самодиффузии в ГЦК-металлах в условиях равновесия // Физика твердого тела. 2010. Т. 52. № 6. С. 1075-1082.
8. Ракитин Р.Ю., Полетаев ГМ., Аксенов М.С., Старостенков М.Д. Исследование механизмов диффузии по границам зерен наклона в ГЦК металлах // Фундаментальные проблемы современного материаловедения. 2005. Т. 2. № 2. С. 124-129.
9. Starostenkov M.D., Demyanov B.F., Kustov S.L., Sverdlova E.G., Grakhov E.L. Computer modeling of grain boundaries in Ni3Al // Computational Materials Science. 1999. V. 14. № 1-4. P. 146-151.
10. Dem'yanov B.F., Kustov S.L., Starostenkov M.D. Computer simulation of the interaction of vacancies with the special tilt grain boundaries // Materials Science and Engineering: A. 2004. V. 387-389. № 1-2. P. 738-742.
11. Старостенков М.Д., Демьянов Б.Ф., Векман А.В. Малоугловые границы зерен в упорядоченном сплаве CuAu // Поверхность. 2000. № 4. C. 54-58.
12. Старостенков М.Д. Кристаллогеометрическое описание планарных дефектов в сверхструктурах: автореф. дис. ... д-ра физ.-мат. наук в форме научного доклада. Барнаул: АлтГТУ, 1994. 86 с.
13. Mulyukov R.R., Starostenkov M.D. Structure and Physical Properties of Submicrocrystalline Metals Prepared by Severe Plastic Deformation // Acta Metallurgica Sinica (English Letters). 2000. Т. 13. № 1. С. 301.
14. Потекаев А.И., Старостенков М.Д., Синица Н.В., Яшин А.В., Харина Е.Г., Кулагина В.В. Особенности структурной перестройки в нановолокне интерметаллида Ni3Al, содержащего длиннопериодические парные термические антифазные границы, в процессе высокоскоростной деформации одноосного растяжения в направлении <001> // Изв. вузов. Физика. 2011. Т. 54. № 2. С. 48-55.
15. Старостенков М.Д., Синица Н.В., Яшин А.В. Структурная перестройка в нановолокне Ni3Al, содержащем планарные неконсервативные антифазные границы:, при высокоскоростной одноосной деформации растяжения // Вестник Тамбовского университета. Серия Естественные и технические науки. Тамбов, 2010. Т. 15. Вып. 3. С. 1072-1073.
16. Потекаев А.И., Старостенков М.Д., Синица Н.В., Яшин А.В.,
Хорошилов Д.Е. Механизмы структурной перестройки в модели нановолокна интерметаллида Ni3Al, содержащего длиннопериодические антифазные границы, в процессе высокоскоростной деформации одноосного растяжения // Изв. вузов. Физика. 2010. Т. 53. № 8. С. 47-54. ”
17. Потекаев А.И., Дудник Е.А., Старостенков М.Д., Попова Л.А.
Термоактивируемые перестройки структуры бинарного сплава Cu3Au при отклонении стехиометрического состава // Изв. вузов. Физика. 2008. Т. 51. № 10. С. 53-63. ”
18. Потекаев А.И., Дудник Е.А., Старостенков М.Д., Кулагина В.В., Мясниченко В.С. Термоактивируемые перестройки структуры бинарного сплава CuAu при отклонении от стехиометрического состава // Изв. вузов. Физика. 2010. Т. 53. № 3. С. 3-13.
201З
19. Попова Л.А. Исследование атомных механизмов структурных и сверхструктурных превращений в снлаве CuAu I: автореф. дис. ... канд. физ.-мат. наук. Барнаул, 2008. 20 с.
20. Berendsen H.J.C. et al. Molecular-dynamics with coupling to an external bath // J. Chem. Phys. 1984. V. 81. N° 8. P. 3684-3690.
21. Старостенков М.Д., Яшин А.В., Дудник Е.А., Синица Н.В., Хоро-шилов Д.Е. Исследование процессов атомной перестройки в нановолокне сплава Ni3Al подвергнутого одноосной деформации растяжения в направлении <110> // Фундаментальные проблемы современного материаловедения. 2009. Т. б. М 1. C. 14-80.
22. Старостенков М.Д., Яшин А.В., Дудник Е.А., Синица Н.В. Исследование структурных превращений в снлаве Ni3Al нод действием одноосной деформации растяжением // Деформация и разрушение материалов. 2009. М б. С. 28-31.
23. Старостенков М.Д., Яшин А.В., Дудник Е.А. и др. // Перспективные материалы. 2009. М l. С. 383-388.
24. Яшин А.В., Чаплыгина А.А., Старостенков М.Д., Маркидонов А.В., Синица Н.В., Мясниченко В.С., Сосков А.А. Структурная перестройка в нановолокне CuAu I нри одноосной деформации растяжения в направлении <001> // Фундаментальные проблемы современного материаловедения. 2013. Т. 10. М 1. С. 93-9l.
25. Яшин А.В., Синица Н.В., Дудник Е.А., Старостенков М.Д. Процессы атомной перестройки нри динамическом растяжении // Фундаментальные проблемы современного материаловедения. 2008. Т. 5. М 1. С. 16-20.
26. Яшин А.В., Синица Н.В., Хорошилов Д.Е., Старостенков М.Д., Дудник Е.А. Исследование участков сверхструктурных разрушений нри одноосной деформации в снлаве Ni3Al // Фундаментальные проблемы радиоэлектронного приборостроения. 2008. Т. 8. М 4. С. 160-163.
БЛАГОДАРНОСТИ: Исследование выполнено при финансовой поддержке грантов РФФИ в рамках проектов № 12-02-31135 мол_а, № 12-08-06055-г, № 12-02-98000-р_сибирь_а, № 12-01-06067-г, № 12-08-98046-р_сибирь_а.
Поступила в редакцию 10 апреля 2013 г.
Yashin A.V., Romanovskiy S.A., Starostenkov M.D. STRUCTURAL TRANSFORMATION IN NANOFIBER OF CuAu I ALLOY DURING MONO-AXIAL TENSION DEFORMATION
Structure-energetical changes take place in nanofibers of L10 alloy CuAu I during mono-axial tension in direction <100> were studied by the method of molecular dynamics at the temperature 10 K. Through the study of behavior of the graphs «stored energytime of deformation» the four stages of deformation: quasi-elastic deformation, plastic deformation, flow and fracture are defined. The orientation anisotropy of CuAu I alloy nanofibers during all stages of dynamic deformation are shown.
Key words: anisotropy; molecular dynamic; deformation; nanofiber; simulation; fracture; border; defect; energy.
УДК 669.35: 546.ll
СТРУКТУРА МОНОКРИСТАЛЛИЧЕСКОГО МОЛИБДЕНА ПОСЛЕ ХОЛОДНОЙ И КРИОГЕННОЙ ДЕФОРМАЦИИ ПОД ДАВЛЕНИЕМ
© Т.М. Гапонцева, В.П. Пилюгин, М.В. Дегтярев,
Л.М. Воронова, Т.И. Чащухина
Ключевые слова: деформация; твердость; молибден.
Проследили структурные изменения и твердость молибдена при холодной и криогенной деформации под давлением.
Известно, что одним из методов пластификации и снижения температуры перехода тугоплавких металлов в хрупкое состояние является измельчение зеренной структуры методами интенсивной пластической деформации. Приложение высокого давления позволяет деформировать такие материалы без разрушения при комнатной температуре, но их деформация при криогенных температурах представляет технически сложную задачу.
Понижение температуры деформации активизирует двойникование как механизм деформации в металлах со средним и высоким значением энергии дефекта упаковки (ЭДУ).
Монокристаллический Мо деформировали в наковальнях Бриджмена под квазигидростатическим давлением 12 ГПа при 80 и 290 К. Образцы до деформации имели форму диска диаметром 5 мм и толщину 0,3 мм. Угол поворота наковальни варьировали от 0° (осадка) до 10 оборотов при ю = 0,3 об./мин. При 290 К степень деформации изменялась от 0,5 до 9,6 и при 80 К - от 0,3 до 7,6. Твердость измеряли по радиусу образцов по
методу Виккерса при нагрузке 50 Н. Структуру исследовали методом электронной микроскопии на расстоянии 1,5 мм от центра образца. Размеры элементов структуры определяли по светлопольным и темнопольным изображениям, погрешность составила менее 10 %.
Пластичность Мо при понижении температуры деформации до 80 К резко снижается. Образцы при этой температуре удалось продеформировать без разрушения максимум на 3 оборота наковальни. На рис. 1 а представлены изменения твердости Мо от степени деформации при обеих температурах. Видно, что твердость материала, деформированного при 80 К до е = 4, ниже твердости материала, деформированного при 290 К, а после большей деформации - выше. По зависимости твердости от корня квадратного из степени деформации (рис. 1б) как при 80 К, так и при 290 К можно выделить две стадии деформации, различающиеся коэффициентами увеличения твердости. Подробно методика выделения стадий описана в работе [1]. Интенсивность упрочнения резко возрастает при тем-
2014
